CN109642286B - 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供具有充分的耐腐蚀性、并且能够抑制进行成形为厚壁凸缘的冲裁加工时的裂纹的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～24.0％、Ni：0.01～0.60％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上。

Description

铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合应用于凸缘等的加工性优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，正在推进与汽车的废气相关的法律规定的强化，提高燃料效率成为当务之急。因此，正在推进将由汽车发动机产生的废气再次作为发动机的进气使用的废气再循环(Exhaust Gas Recirculation，EGR)系统的应用。由发动机产生的废气在用于降低气体温度的EGR冷却器中通过后再次供给至发动机。在使废气循环时，为了防止废气的泄露，各排气系统部件通过凸缘连接。这样的排气系统部件中所应用的凸缘需要具有充分的刚性。因此，在这样的排气系统部件中可以应用厚壁(例如以板厚计为5mm以上)的凸缘。
以往，厚壁的凸缘使用普通钢。但是，对于应用于像EGR系统这样高温废气通过的部件的凸缘而言，要求充分的耐腐蚀性。因此，对于与普通钢相比耐腐蚀性优良的不锈钢、特别是热膨胀率较小而难以产生热应力的铁素体系不锈钢的应用进行了研究，强烈要求能够应用于厚壁凸缘的板厚大的(例如以板厚计为5mm以上)铁素体系不锈钢板。
针对这样的市场要求，例如，在专利文献1中公开了一种铁素体系不锈钢热轧钢板，其中，以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：0.01～0.4％、Mn：0.01～0.8％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：14.0％～小于18.0％、Ni：0.05～1％、Nb：0.3～0.6％、Ti：0.05％以下、N：0.020％以下、Al：0.10％以下、B：0.0002～0.0020％，余量为Fe和不可避免的杂质，Nb、C和N的含量满足Nb/(C+N)≥16，0℃下的夏比冲击值为10J/cm2以上，板厚为5.0～9.0mm。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2014/157576号
发明内容
发明所要解决的问题
但是，本发明人尝试了使用专利文献1中记载的铁素体系不锈钢热轧钢板加工成具有翻边加工部的厚壁的凸缘形状，结果表明，尽管上述钢板具有充分的夏比冲击值，但是，有时在翻边加工部的尤其是板厚中央部产生裂纹，不能得到预定的凸缘形状，不足以应用于厚壁的凸缘。
本发明的目的在于解决上述问题，提供具有充分的耐腐蚀性、并且能够抑制进行成形为厚壁凸缘的冲裁加工时的裂纹的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题进行了详细研究。其结果发现，将板厚超过5.0mm的厚壁钢板在不产生裂纹的情况下成形为具有翻边加工部的厚壁凸缘时，其加工性利用以往一直使用的夏比冲击值不能准确评价，但是，利用作为厚板领域的韧性评价指标的临界应力强度因子(Threshold Stress Intensity Factor)KIC能够准确地进行评价。认为这是因为：对于板厚小于5.0mm的薄钢板而言，加工时的冲裁端面部附近的塑性变形区域相对于板厚较大，因此，利用断裂力学方面的处理不能一概地整理与成形相伴的破坏现象，与此相对，对于板厚为5.0mm以上的厚壁钢板而言，充分地满足加工时的冲裁端面附近部的塑性变形区域相对于板厚充分小的小规模屈服状态，因此，能够利用作为断裂力学方面的定量指标的应力强度因子对与规定的加工相伴的破坏现象进行处理，特别是利用其临界值、即临界应力强度因子KIC能够准确地进行评价。
出于上述情况，本发明人对加工成规定形状的凸缘时有无裂纹的产生与临界应力强度因子KIC的关系进行了详细调查。其结果发现，通过将临界应力强度因子KIC设定为20MPa·m1/2以上，能够有效地抑制加工成具有翻边加工部的厚壁凸缘时在翻边加工部产生裂纹，能够充分地实用化于具有翻边加工部的厚壁凸缘。
另外发现，对于适当成分的铁素体系不锈钢，特别是对于适当地控制由三个道次以上的多道次构成的热精轧工序中的最终三个道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终三个道次的轧制开始前的板厚)×100[％])而得到的热轧钢板，通过在适当的温度下进行热轧板退火，临界应力强度因子KIC提高。
本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～24.0％、Ni：0.01～0.60％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上。
[2]如上述[1]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计还含有选自Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～2.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的一种或两种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计还含有选自V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％、REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的一种或两种以上。
[4]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其是上述[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其特征在于，在进行三个道次以上的精轧的热轧工序中，将精轧的最终三个道次的温度范围设定为800～1100℃、并且将上述最终三个道次的累积压下率设定为25％以上而得到热轧钢板，对该热轧钢板进一步在800～1100℃下进行热轧板退火。
在此，临界应力强度因子KIC是指如下所述的应力强度因子，即，以疲劳预裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取依据ASTM E399的CT(紧凑拉伸，Compact Tension)试验片，依据ASTM E399进行试验，由此得到的应力强度因子。
发明效果
根据本发明，可以得到具有充分的耐腐蚀性、并且能够抑制进行成形为厚壁凸缘的冲裁加工时的裂纹的加工性优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板。
需要说明的是，本发明中的充分的耐腐蚀性是指，对利用#600砂纸将进行评价的表面研磨抛光后密封了端面部的钢板进行5个循环的JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验(将盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2小时)→干燥(60℃、4小时、相对湿度40％)→润湿(50℃、2小时、相对湿度≥95％))设定为1个循环的试验)，此时的钢板的评价面的生锈面积率(＝生锈面积/钢板总面积×100[％])为25％以下。
另外，能够抑制进行成形为厚壁凸缘的冲裁加工时的裂纹的加工性优良是指，以疲劳预裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取依据ASTM E399的CT试验片，依据ASTM E399进行试验，由此得到的临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上。
具体实施方式
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板具有以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～24.0％、Ni：0.01～0.60％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上。
临界应力强度因子KIC是指，以疲劳预裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取依据ASTM E399的CT试验片，依据ASTM E399进行试验，由此得到的应力强度因子。
以下，对本发明详细地进行说明。
本发明人对于使用板厚为5.0mm的各种铁素体系不锈钢板成形为具有将30mmφ的凸缘孔部从板坯状态(冲裁状态)的钢板表面提升10mm的翻边加工部的凸缘时产生裂纹的原因进行了详细研究。其结果发现，在产生了裂纹的上述钢板中，在冲裁端面的板厚中央部附近产生的微小龟裂在翻边加工中显著发展，因此，产生裂纹。
本发明人对该微小龟裂的显著发展与材料特性的关系进行了详细研究。其结果发现具有如下倾向：钢板的临界应力强度因子KIC越小，则微小龟裂的发展越容易发生。因此，尝试了使用各种铁素体系不锈钢热轧退火钢板(板厚5.0mm)成形为该凸缘，结果发现，因微小龟裂的发展引起的裂纹对于利用规定的测定方法得到的临界应力强度因子KIC低于20MPa·m1/2的钢板而言特别容易产生。
此外，本发明人为了明确成形为该凸缘时产生了裂纹的钢板的临界应力强度因子KIC小的原因，对上述钢板的裂纹部进行了详细调查。其结果发现，在产生了裂纹的钢板中，在冲裁端面的板厚中央部附近产生的龟裂在板厚中央部附近的晶界处显著发展。
并且，利用SEM(扫描电子显微镜，Scanning Electron Microscopy)/EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)法对上述钢板的组织进行了调查以及解析，结果发现，龟裂显著发展的部位的晶粒虽然是各自独立的晶粒，但是，形成与相邻的晶粒具有大致相同的晶体取向的、所谓的团簇(具有类似晶体取向的晶粒群)。通常，晶粒与相邻的晶粒具有不同的晶体取向，龟裂在晶界上发展时取向不同的晶界作为龟裂发展的阻碍发挥功能。但是，在团簇中相邻的晶粒的晶体取向大致等同，因此，由团簇内的各晶粒间的晶界带来的抑制龟裂发展的效果小，由此，对于形成有团簇的钢板而言，临界应力强度因子KIC降低，成形为该凸缘时产生了裂纹。
因此，本发明人针对对于铁素体系不锈钢热轧退火钢板而言使临界应力强度因子KIC提高的方法进行了深入研究。其结果发现，对于适当成分的铁素体系不锈钢，特别是对于进行适当控制从而使进行由多道次构成的精轧的热轧工序的最终三个道次的温度范围为800～1100℃、并且最终三个道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终三个道次的轧制开始前的板厚)×100[％])为25％以上而得到的热轧钢板，在800～1100℃下进行热轧板退火，由此，团簇被有效地破坏，得到了20MPa·m1/2以上的临界应力强度因子KIC。
需要说明的是，本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的板厚没有特别限定，期望能够应用于厚壁的凸缘的板厚，因此，优选为5.0mm以上，更优选为7.0mm以上。另外，上述板厚没有特别限定，优选为15.0mm以下，更优选为10.0mm以下。
以下对通过上述方法可促进团簇的破坏的理由进行说明。
在铁素体系不锈钢的热轧前的钢坯的板厚中央部，粗大且伸展的团簇(具有类似晶体取向的晶粒群)沿着铸造方向相连分布。另一方面，对钢板进行轧制的情况下，钢板从表层部开始变形伸长。因此，压下率小的情况下，板厚中央部的变形量小，在板厚中央部几乎没有轧制应变被导入。
因此，在利用现有技术进行的热轧中，在钢板的板厚中央部的伸展晶粒中没有充分地导入轧制应变，之后的热轧板退火中的再结晶位点不足，热轧板退火时虽然在板厚中央附近发生再结晶，但是，团簇没有被分割而容易残留，无法得到本发明所需的20MPa·m1/2以上的临界应力强度因子KIC。
此外，铁素体系不锈钢在热轧中几乎没有发生动态再结晶(称为加工变形中的再结晶)，具有因轧制引起的加工应变容易发生恢复的倾向。因此，在利用现有技术进行的热轧中，通过轧制导入的加工应变发生过度恢复而无法将加工应变有效地维持至热轧后。其结果是，再结晶位点不充分，在下个工序热轧板退火中团簇没有被有效地破坏，无法得到规定的临界应力强度因子KIC。
因此，本发明人对于在热轧工序中有效且充分地将轧制加工应变导入钢板的整个厚度的方法进行了深入研究。其结果发现，将热精轧的最终三个道次管理在适当的温度范围，并在此基础上以大的累积压下率进行轧制，由此，能够得到在抑制轧制加工应变的恢复的同时、将轧制加工应变充分且有效地导入至板厚的中央部从而使在下个工序热轧板退火中成为再结晶位点的轧制加工应变充分地残留的热轧板组织，在下个工序热轧板退火中团簇被有效地破坏。
具体而言，提出了进行适当控制从而使由三个道次以上构成的热精轧工序的最终三个道次的温度范围为800～1100℃、并且最终三个道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终三个道次的轧制开始前的板厚)×100[％])为25％以上而进行热轧。
另外，本发明人对于下个工序热轧板退火的适当条件也进行了深入研究。热轧板退火是使通过热轧形成的加工组织再结晶的工序。因此，需要在发生充分的再结晶的温度下进行退火。但是，在过度的高温下进行热轧板退火时，虽然发生再结晶，但是发生再结晶晶粒的显著粗大化。该显著粗大的再结晶晶粒是独立的单个晶粒，但是，晶界长度显著变长，因此，与团簇存在时同样，由取向不同的晶界带来的抑制龟裂发展的效果降低，无法得到规定的临界应力强度因子KIC。
因此，本发明人对再结晶晶粒的粒径与退火温度的关系详细地进行了调查。其结果发现，通过将热轧板退火温度抑制为1100℃以下，能够抑制临界应力强度因子KIC显著降低程度的粗大的再结晶晶粒的生成。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的成分组成进行说明。
以下，只要没有特别声明，表示成分组成的％是指质量％。
C：0.001～0.020％
C含有超过0.020％时，加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性降低变得显著。从耐腐蚀性和加工性的观点考虑，C含量越少越优选，但是，为了使C含量小于0.001％，精炼花费时间，制造上不优选。因此，C含量设定为0.001～0.020％的范围。C含量优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。另外，C含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。
Si：0.05～1.00％
Si具有富集于焊接时形成的氧化被膜而使焊接部的耐腐蚀性提高的效果，并且在炼钢工序中作为脱氧元素也是有用的元素。这些效果通过含有0.05％以上的Si可以得到，含量越多则该效果越大。但是，含有超过1.00％的Si时，分别地在热轧工序中发生轧制载荷的增大和显著的氧化皮的生成、在退火工序中发生因在钢板表层形成Si富集层导致的酸洗性的降低，诱发表面缺陷的增加、制造成本的升高，因此不优选。因此，Si含量设定为0.05～1.00％。Si含量优选为0.10％以上。另外，Si含量优选为0.60％以下，更优选为0.40％以下。
Mn：0.05～1.00％
Mn具有提高钢的强度的效果，另外，还具有作为脱氧剂的作用。为了得到该效果，需要含有0.05％以上的Mn。但是，Mn含量超过1.00％时，成为腐蚀的起点的MnS的生成被促进，耐腐蚀性降低。因此，Mn含量设定为0.05～1.00％。Mn含量优选为0.10％以上。另外，Mn含量优选为0.60％以下，更优选为0.30％以下。
P：0.04％以下
P是在钢中不可避免地含有的元素，但是为对耐腐蚀性和加工性有害的元素，因此优选尽可能地减少。特别是P含量超过0.04％时，因固溶强化而加工性显著降低。因此，P含量设定为0.04％以下。优选P含量为0.03％以下。
S：0.01％以下
与P同样，S也是在钢中不可避免地含有的元素，但是为对耐腐蚀性和加工性有害的元素，因此优选尽可能地减少。特别是S含量超过0.01％时，耐腐蚀性显著降低。因此，S含量设定为0.01％以下。优选S含量为0.008％以下。更优选S含量为0.003％以下。
Al：0.001～0.100％
Al是有效的脱氧剂。此外，Al与氮的亲和力比Cr强，因此，氮侵入焊接部时，使氮以Al氮化物而不是Cr氮化物的形式析出，具有抑制敏化的效果。这些效果通过含有0.001％以上的Al而得到。但是，含有超过0.100％的Al时，焊接时的熔透性降低而焊接作业性降低，因此不优选。因此，Al含量设定为0.001～0.100％的范围。Al含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。另外，Al含量优选为0.060％以下，更优选为0.040％以下。
Cr：10.0～24.0％
为了确保不锈钢的耐腐蚀性，Cr是最重要的元素。其含量小于10.0％时，在汽车废气气氛中无法得到充分的耐腐蚀性。另一方面，含有超过24.0％的Cr时，因σ(Sigma)相的生成而韧性显著降低，在本发明中，不能得到规定的临界应力强度因子KIC。因此，Cr含量设定为10.0～24.0％的范围。Cr含量优选为14.0％以上，更优选为16.0％以上，进一步优选为17.0％以上。另外，Cr含量优选为21.5％以下，更优选为19.5％以下，进一步优选为18.5％以下。
Ni：0.01～0.60％
Ni是使不锈钢的耐腐蚀性提高的元素，是在不形成钝态被膜的情况下在发生活性溶解的腐蚀环境下抑制腐蚀的进行的元素。另外，Ni是强的奥氏体生成元素，具有抑制焊接部中的铁素体生成、抑制因Cr碳氮化物的析出引起的敏化的效果。该效果通过含有0.01％以上的Ni而得到，Ni的含量越多则该效果越高。但是，Ni含量超过0.60％时，不仅加工性降低，而且容易发生应力腐蚀开裂。此外，Ni是价格昂贵的元素，因此，Ni含量的增大导致制造成本的增大，因此不优选。因此，Ni含量设定为0.01～0.60％。Ni含量优选为0.10％以上。另外，Ni含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下。
Ti：0.10～0.40％
Ti在本发明中是极其重要的元素。Ti具有与C和N优先结合从而抑制Cr碳氮化物的析出、使再结晶温度降低并且抑制由Cr碳氮化物的析出导致的敏化所引起的耐腐蚀性的降低的效果。为了得到这些效果，需要含有0.10％以上的Ti。但是，Ti含量超过0.40％时，固溶Ti量过度增加，因此，再结晶温度反而升高，不能应用本发明的技术。另外，含有超过0.40％的Ti时，在铸造工序中生成粗大的Ti碳氮化物，引起表面缺陷，因此制造上也不优选。因此，Ti含量设定为0.10～0.40％。Ti含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。另外，Ti含量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。需要说明的是，从焊接部耐腐蚀性的观点考虑，优选设定为满足式：Ti/(C+N)≥8(需要说明的是，该式中，Ti、C、N为各元素的含量(质量％))的Ti含量。
N：0.001～0.020％
N含量超过0.020％时，加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性的降低变得显著。从耐腐蚀性的观点出发，N含量越低越优选，但是，为了将N含量减少至小于0.001％，需要长时间的精炼，导致制造成本的升高和生产率的降低，因此不优选。因此，N含量设定为0.001～0.020％的范围。N含量优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。另外，N含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。
本发明为一种铁素体系不锈钢，其特征在于，含有上述必要成分，余量由Fe和不可避免的杂质构成。此外，可以根据需要在下述范围内含有选自Cu、Mo、W和Co中的一种或两种以上、或者/进一步含有选自V、Nb、Zr、REM、B、Mg和Ca中的一种或两种以上。
Cu：0.01～1.00％
Cu对于使水溶液中或附着有弱酸性的水滴的情况下的母材和焊接部的耐腐蚀性提高是特别有效的元素。该效果通过含有0.01％以上而得到，Cu含量越多则上述效果越高。但是，含有超过1.00％的Cu时，有时热加工性降低而诱发表面缺陷。此外，有时退火后的脱氧化皮也变得困难。因此，含有Cu时，Cu含量优选设定为0.01～1.00％的范围。Cu含量更优选为0.10％以上，进一步优选为0.30％以上。另外，Cu含量更优选为0.60％以下，进一步优选为0.45％以下。
Mo：0.01～2.00％
Mo是使不锈钢的耐腐蚀性显著提高的元素。该效果通过含有0.01％以上而得到，含量越多，上述效果越提高。但是，Mo含量超过2.00％时，有时热轧时的轧制负荷增大而制造性降低，或者发生钢板强度的过度升高。另外，Mo是价格昂贵的元素，因此，大量含有使得制造成本增大。因此，含有Mo时，Mo含量优选设定为0.01～2.00％。Mo含量更优选为0.10％以上，进一步优选为0.30％以上。另外，Mo含量更优选为1.40％以下，进一步优选为0.90％以下。
W：0.01～0.20％
与Mo同样，W具有使耐腐蚀性提高的效果。该效果通过含有0.01％以上的W而得到。但是，含有超过0.20％的W时，有时强度升高，因轧制载荷的增大等导致制造性降低。因此，含有W时，W含量优选设定为0.01～0.20％的范围。W含量更优选为0.05％以上。另外，W含量更优选为0.15％以下。
Co：0.01～0.20％
Co是使韧性提高的元素。该效果通过含有0.01％以上的Co而得到。另一方面，Co含量超过0.20％时，有时加工性降低。因此，含有Co时，Co含量优选设定为0.01～0.20％的范围。Co含量更优选为0.10％以下。
V：0.01～0.20％
V与C、N形成碳氮化物，抑制焊接时的敏化而提高焊接部的耐腐蚀性。该效果通过使V含量为0.01％以上可以得到。另一方面，V含量超过0.20％时，有时加工性和韧性显著降低。因此，V含量优选设定为0.01～0.20％。V含量更优选为0.03％以上。另外，V含量更优选为0.10％以下，进一步更优选为0.05％以下。
Nb：0.01～0.10％
Nb具有使晶粒微细化、并且通过固溶于母相中而使钢板的韧性提高的效果。这些效果通过含有0.01％以上的Nb可以得到。另一方面，Nb还具有使再结晶温度升高的效果，Nb含量超过0.10％时，为了在热轧板退火中发生充分的再结晶所需的退火温度为过高的温度，在退火中发生结晶粒径最大为300μm以上程度的再结晶晶粒的显著粗大化，有时不能得到规定的临界应力强度因子KIC。因此，含有Nb时，Nb含量优选设定为0.01～0.10％的范围。Nb含量更优选为0.02％以上。另外，Nb含量更优选为0.05％以下。
Zr：0.01～0.20％
Zr具有与C和N结合而抑制敏化的效果。该效果通过含有0.01％以上的Zr而得到。另一方面，含有超过0.20％的Zr时，有时加工性显著降低。因此，含有Zr时，Zr含量优选设定为0.01～0.20％的范围。Zr含量更优选为0.02％以上。另外，Zr含量更优选为0.10％以下，进一步更优选为0.05％以下。
REM：0.001～0.100％
REM(Rare Earth Metals：稀土金属)具有使抗氧化性提高的效果，抑制焊接部的氧化被膜(焊接回火色)形成而抑制紧邻氧化被膜的下方的贫Cr区域的形成。该效果通过含有0.001％以上的REM可以得到。另一方面，含有超过0.100％的REM时，有时使冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。因此，含有REM时，REM含量优选设定为0.001～0.100％的范围。REM含量更优选为0.010％以上。另外，REM含量更优选为0.050％以下。
B：0.0002～0.0025％
为了改善成形后的耐二次加工脆性，B是有效的元素。该效果通过将B的含量设定为0.0002％以上可以得到。另一方面，含有超过0.0025％的B时，有时加工性和韧性降低。因此，含有B时，B含量优选设定为0.0002～0.0025％的范围。B含量更优选为0.0003％以上。另外，B含量更优选为0.0006％以下。
Mg：0.0005～0.0030％
Mg对于使钢坯的等轴晶率提高、提高加工性、韧性而言是有效的元素。此外，在像本发明这样的含有Ti的钢中，Ti碳氮化物粗大化时，韧性降低，但是，Mg还具有抑制Ti碳氮化物的粗大化的效果。这些效果通过含有0.0005％以上的Mg可以得到。另一方面，Mg含量超过0.0030％时，有时使得钢的表面性状劣化。因此，含有Mg时，Mg含量优选设定为0.0005～0.0030％的范围。Mg含量更优选为0.0010％以上。另外，Mg含量更优选为0.0020％以下。
Ca：0.0003～0.0030％
Ca对于防止连续铸造时容易产生的Ti系夹杂物的晶析所引起的喷嘴的堵塞而言是有效的成分。该效果通过含有0.0003％以上的Ca可以得到。但是，含有超过0.0030％的Ca时，有时因CaS的生成而耐腐蚀性降低。因此，含有Ca时，Ca含量优选设定为0.0003～0.0030％的范围。Ca含量更优选为0.0005％以上。另外，Ca含量更优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0010％以下。
临界应力强度因子KIC：20MPa·m1/2以上
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板通过使临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上，能够抑制进行成形为厚壁凸缘的冲裁加工时的裂纹。临界应力强度因子KIC优选为25MPa·m1/2以上，进一步优选为30MPa·m1/2以上。需要说明的是，厚壁的凸缘没有特别限定，例如可以列举板厚为5.0mm以上的凸缘。作为上述凸缘，例如优选板厚为5.0～15.0mm的凸缘，更优选板厚为5.0～10.0mm的凸缘。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别声明，温度设定为钢坯、热轧钢板等的利用表面温度计等测定的表面温度。
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板可以如下得到：使用具有上述成分组成的钢坯，在由粗轧和三个道次以上的精轧构成的热轧中，将精轧的最终三个道次的轧制的温度范围设定为800～1100℃、并且将最终三个道次的累积压下率设定为25％以上而得到热轧钢板，对该热轧钢板进一步在800～1100℃下进行热轧板退火，由此得到本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板。
首先，将由上述成分组成构成的钢水利用转炉、电炉、真空熔化炉等公知的方法进行熔炼，利用连铸法或者铸锭-开坯法制成钢原材(钢坯)。
将该钢坯在1100～1250℃下加热1～24小时、或者不进行加热地在铸造后为1100～1250℃的温度的阶段供于热轧。在本发明中，关于粗轧，没有要特别限定的内容，但是，在热精轧前有效地破坏了铸造组织的情况下，为了使之后的热精轧中晶粒的微细化优先发挥作用，优选将粗轧中的累积压下率设定为65％以上。然后，通过热精轧轧制至规定板厚，将精轧的最终三个道次的轧制的温度范围设定为800～1100℃、将累积压下率设定为25％以上而进行。
热精轧的最终三个道次的轧制温度范围：800～1100℃
热精轧的最终三个道次的累积压下率：25％以上
虽然在精轧前的粗轧中粗大的铸造组织被破坏，但该组织中的晶粒显著粗大。为了在热轧板退火后得到规定的临界应力强度因子KIC，需要通过适当地控制热精轧的最终三个道次的轧制的温度和累积压下率来抑制轧制中的过度恢复并且特别是对板厚中央部有效地赋予轧制应变。
在作为下个工序的热轧板退火中，为了得到规定的金属组织而导入充分的再结晶位点，为此，需要将热精轧的最终三个道次的轧制温度设定为800～1100℃的范围、并且将最终三个道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终三个道次的轧制开始前的板厚)×100[％])设定为25％以上，从而防止被最终三个道次赋予的轧制应变因恢复而消除，并且对板厚中央有效地赋予轧制应变。
热精轧的最终三个道次的累积压下率小于25％时，没有对板厚中央有效地赋予轧制应变，因此，在下个工序热轧板退火中团簇残留，不能得到规定的临界应力强度因子KIC。因此，将最终三个道次的累积压下率设定为25％以上。优选累积压下率为30％以上。进一步优选累积压下率为35％以上。需要说明的是，累积压下率的上限没有特别限定，但使累积压下率过度增大时，有时轧制负荷升高而制造性降低，并且轧制后产生表面粗糙，因此，优选设定为60％以下。
将热精轧的最终三个道次的轧制温度设定为低于800℃时，伴随钢板温度的降低，轧制载荷显著升高，因此制造上不优选。另外，有时由于低温下的轧制而产生钢板表面的表面粗糙导致表面品质降低。另一方面，最终三个道次的轧制温度超过1100℃时，因轧制而赋予的应变发生恢复，下个工序热轧板退火后的再结晶位点不足，因此，在热轧板退火后团簇残留，不能得到规定的临界应力强度因子KIC。因此，最终三个道次的轧制温度设定为800～1100℃的范围。优选最终三个道次的轧制温度设定为800～1050℃的范围。更优选最终三个道次的轧制温度设定为850～1000℃的范围。
需要说明的是，为了防止在热精轧的最终三个道次中的特定道次中施加过度的轧制负荷，优选将最终三个道次中第一个道次的轧制温度范围设定为950～1100℃、将接着该第一个道次进行的第二个道次的轧制温度范围设定为925～1075℃、将接着该第二个道次进行的第三个道次的轧制温度范围设定为875～1050℃。
另外，本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法的其特征在于，在由三个道次以上构成的热精轧的最终三个道次中控制温度范围，并在此基础上施加大的压下。在最终的四个道次以上中进行施加大的压下的轧制时，即使是相同的累积压下率，压下率也分散于各道次，因此，对板厚中央赋予应变不充分，并且各道次间的累积运送时间增加，因此，助长了在各道次间运送期间的恢复，赋予应变的效果降低。另外，将精轧的轧制温度和累积压下率的控制设定为最终的两个道次以下时，存在为了在两个道次中进行累积压下率为25％以上的大的压下而轧制负荷显著升高从而制造性降低的情况，因此不优选。因此，在本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，对精轧的最终的三个道次的轧制温度和累积压下率进行控制。
需要说明的是，在本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，重要的是控制热精轧的最终的三个道次的轧制温度和累积压下率，为三个道次以上的精轧时，可以进行任意道次的精轧，但是，最大道次数多于15个道次时，因与轧制辊的接触次数的增加而容易发生钢板温度的降低，存在为了将钢板温度维持在规定温度范围内而需要来自外部的加热等导致制造性的降低或制造成本的增加的情况，因此，最大道次数优选设定为15个道次以下。更优选最大道次数为10个道次以下。
热精轧后，进行钢板的冷却，接着进行钢板的卷取处理，制成热轧钢带。在本发明中，卷取温度没有特别限定，将卷取温度设定为大于450℃～低于500℃时，有时发生因475℃脆化引起的脆化。因此，卷取温度优选设定为450℃以下或500℃以上。
热轧板退火温度：800～1100℃
在本发明中，在上述热轧工序结束后进行热轧板退火。在热轧板退火中，使在热轧工序中形成的轧制加工组织再结晶。在本发明中，在热轧工序中有效地赋予轧制应变，使再结晶位点增加，由此促进热轧板退火中的团簇的破坏。为了得到该效果，需要在800～1100℃的范围内进行热轧板退火。退火温度低于800℃时，再结晶变得不充分，不能得到规定的临界应力强度因子KIC。另一方面，退火温度超过1100℃时，再结晶晶粒发生其结晶粒径最大为300μm以上程度的显著粗大化，不能得到规定的临界应力强度因子KIC。因此，热轧板退火温度设定为800～1100℃的范围。进行了该热轧板退火后的热轧钢板具有上述成分组成，具有20MPa·m1/2以上的临界应力强度因子KIC。优选热轧板退火温度为800～1050℃的范围。进一步优选热轧板退火温度为850～1000℃的范围。需要说明的是，热轧板退火的保持时间和方法没有特别限定，利用箱式退火(间歇退火)、连续退火中的任一种实施均可。
对于所得到的热轧退火钢板可以根据需要利用喷丸、酸洗进行脱氧化皮处理。此外，为了提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。另外，本发明所提供的热轧退火钢板之后可以进行冷轧和冷轧板退火。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行详细说明。
将具有表1所示的化学组成的不锈钢钢水利用容量150吨的转炉和强搅拌真空吹氧脱碳处理(SS-VOD)的精炼进行熔炼，通过连续铸造制成宽度1000mm、厚度200mm的钢坯。除了No.31以外，将该钢坯在1200℃下加热1小时后，作为热轧，进行使用三段机座的可逆式的粗轧制成约40mm的钢板，接着在表2所记载的条件下进行由七个道次构成的精轧的最终三个道次(第五个道次、第六个道次、第七个道次)，制成热轧钢板。No.31是将该钢坯在1300℃下加热1小时后供于热轧。对于所得到的热轧钢板，在相同的表2所记载的条件下利用箱式退火进行热轧板退火，得到热轧退火板。
对于所得到的热轧退火钢板，进行以下评价。
(1)临界应力强度因子KIC的评价
以疲劳预裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取依据ASTM E399的CT试验片。对于该试验片，依据ASTM E399求出临界应力强度因子KIC。将临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上设为合格、将小于20MPa·m1/2设为不合格。
(2)耐腐蚀性的评价
从热轧退火钢板裁取60×100mm的试验片，制作利用#600砂纸将进行评价的表面研磨抛光后密封了端面部的试验片，供于JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，将盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2小时)→干燥(60℃、4小时、相对湿度40％)→润湿(50℃、2小时、相对湿度≥95％)设定为1个循环，进行5个循环。对实施5个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片的评价面进行照片拍摄，通过图像解析测定试验片的评价面的生锈面积，根据与试验片总面积的比率计算出生锈率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。将生锈率为10％以下设为特别优良的耐腐蚀性且合格(◎)、将大于10％且25％以下设为合格(○)、将大于25％设为不合格(×)。
将试验结果与热轧和热轧板退火条件一并示于表2中。
Figure BDA0001975879600000201
Figure BDA0001975879600000211
钢成分、热轧条件和热轧板退火条件满足本发明的范围的No.1～26中，通过规定的热轧和热轧板退火使团簇被有效地破坏，结果得到了规定的临界应力强度因子KIC。此外，对所得到的热轧退火板的耐腐蚀性进行了评价，结果均确认到：生锈率为25％，也具有充分的耐腐蚀性。
特别是在使用了含有Mo的钢E、F、G、J的No.5～7和No.10以及使用了含有Cu的钢H和I的No.8及9中，得到了生锈率为10％以下(◎)的更优良的耐腐蚀性。
在最终三个道次的轧制温度超过本发明的范围的No.27中，虽然以规定的累积压下率进行了轧制，但轧制温度为过高温度，因此，发生加工应变的恢复而再结晶位点不充分，因此，在热轧板退火后团簇仍残留，没有得到规定的临界应力强度因子KIC。
在最终三个道次的累积压下率低于本发明的范围的No.28中，向板厚中央部导入轧制加工应变不充分，因此，在热轧板退火后，在板厚中央部团簇仍残留，结果没有得到规定的临界应力强度因子KIC。
在热轧板退火温度超过本发明的范围的No.29中，所生成的再结晶晶粒发生显著粗大化，结果没有得到规定的临界应力强度因子KIC。
在热轧板退火温度低于本发明的范围的No.30中，再结晶不充分，因此，团簇没有被破坏而残留，结果没有得到规定的临界应力强度因子KIC。
No.31是将钢坯在1300℃下加热1小时后供于热轧、使热精轧的最终三个道次的轧制温度范围均超过1100℃的例子。在No.31中，在实施最终三个道次的轧制中发生过度的加工应变的恢复而再结晶位点不充分，因此，在热轧板退火后团簇仍残留，没有得到规定的临界应力强度因子KIC。
在最终三个道次的轧制温度范围在三个道次中都低于本发明的范围的No.32中，轧制载荷显著升高，实施最终第三个道次的轧制时载荷超过了装置允许范围，因此，不能完成轧制，不能进行规定的评价。
在使用了Ti含量超过本发明的范围的钢V的No.33中，因含有过量的Ti而再结晶温度升高，即使进行规定的热轧板退火也没有发生充分的再结晶而团簇残留，结果没有得到规定的临界应力强度因子KIC。另一方面，在使用了Ti含量低于本发明的范围的钢W的No.34中，热轧板退火时因Cr碳氮化物大量析出而发生敏化，不能得到规定的耐腐蚀性。另外，在使用了Ti含量低于本发明的范围、且Nb含量超过本发明的范围的钢Z的No.35中，Nb含量过量，因此，在热轧板退火中为了得到充分的再结晶组织而需要过度的高温退火，结果是发生因热轧板退火而生成的再结晶晶粒的显著粗大化而引起的显著的韧性降低，因此，没有得到规定的临界应力强度因子KIC。此外，Ti含量不充分，因此，在热轧板退火时Cr碳氮化物大量析出导致发生敏化，也不能得到规定的耐腐蚀性。
产业上的可利用性
在本发明中得到的铁素体系不锈钢热轧退火钢板特别适合应用于要求高的加工性和耐腐蚀性的用途、例如具有翻边加工部的凸缘等。

Claims (4)

1.一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，
具有以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～24.0％、Ni：0.01～0.60％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
临界应力强度因子KIC为20MPa·m1/2以上，
板厚为5.0mm以上。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计还含有选自Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～2.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计还含有选自V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％、REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的一种或两种以上。
4.一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其特征在于，
在进行三个道次以上的精轧的热轧工序中，将精轧的最终三个道次的温度范围设定为800～1100℃、并且将所述最终三个道次的累积压下率设定为25％以上而得到热轧钢板，
对该热轧钢板进一步在800～1100℃下进行热轧板退火。
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